2019, Vol. 40
随着海洋油气资源的开采, 海洋工程用钢的需求量和力学性能要求逐渐增高.主要原因:①现在应用的大多数海洋工程装备由于使用寿命的限制, 开始更新换代[1].②全球对油气资源的开采依旧狂热, 海洋的油气资源占有量大, 目前各国都将开发资源的靶向对准海洋.从2005~2015年, 我国的H型钢的年产量由500~550万t增长到1 430万t.在全球经济持续走低的环境下, 热轧H型钢(特别是大规格)呈现出供不应求的状况[2].③由于近海岸油气资源经过长时间的开采已经日趋枯竭, 现在正朝着深远海域发展, 而深远海域具有更加强烈的风、波浪、地震等交变载荷共同作用的恶劣环境, 因此对于应用的海洋工程用钢具有更加严格的力学性能要求[3].除了高强度、高韧性、大线能量焊接要求, 同时还需要具备大厚度及大尺寸规格的要求[4].海洋工程用H型钢由于其自身具有的经济高效断面、质量轻、截面模数大、便于拼装组合的特点, 已经成为建造海洋工程平台最具使用价值的优异钢材, 呈现出极强的市场需求, 尤其是高强度大规格H型钢.目前, 国产H型钢可以满足大部分海洋工程的需要, 但是高强度大规格海洋工程用H型钢仍需从国外进口.
在高强度H型钢实际生产中, 普遍采用“微合金化+控制轧制”技术, 轧制线缺少对轧件性能的调控能力, 空冷后组织主要为铁素体和珠光体, 贝氏体等硬相组织含量很少[5-7].为了提高海洋工程用H型钢的强韧性, 通过轧后超快速冷却技术, 对H型钢中针状铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏体等组织所占比例进行有效控制, 从而影响H型钢最终的力学性能[7-9].
1 实验材料和方法选用SM490YB作为实验用钢, 具体的化学成分如表 1所示.由于H型钢轧制时翼缘部分的压缩比小于腹板, 用于承担更多的力学载荷, 力学性能检测位置位于翼缘部分, 因此本实验通过平板轧制模拟翼缘部分的压下过程.本实验的目标产品规格为700 mm×300 mm, 大型H型钢的压缩比较小, 为4, 坯料厚度为96 mm, 产品翼缘厚度为24 mm.加热温度为1 200 ℃, 开轧温度为1 050 ℃, 终轧温度为850 ℃.采用控制轧制和超快冷工艺结合的方式进行实验, 研究不同终冷温度和冷却速率对实验钢组织性能的影响.拟定超快冷后返热温度分别为650, 600, 550 ℃, 冷却速率分别为20, 45, 60 ℃/s.具体的工艺路线如图 1所示，冷却工艺参数见表 2.
|
表 1 SM490YB实验钢化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of SM490YB tested steel(mass fraction) |
|
图 1 不同终冷温度和冷却速率的实验工艺方案 Fig.1 Experimental schemes for different final cooling temperatures and cooling rates |
|
|
表 2 冷却工艺参数 Table 2 Cooling process parameters |
对不同终冷温度下实验钢厚度方向1/8, 1/4, 1/2处的显微组织进行观察, 发现实验钢的显微组织主要有板条贝氏体、粒状贝氏体、针状铁素体、多边形铁素体和少量的珠光体.在空冷条件下, 实验钢厚度方向的显微组织为铁素体和珠光体, 越靠近中心处铁素体晶粒尺寸越大.在超快冷条件下, 随着终冷温度的降低, 无论是表层还是中心层, 晶粒尺寸都得到了不同程度的细化.随着终冷温度的降低, 实验钢厚度方向1/8处的板条状贝氏体含量明显增多, 粒状贝氏体含量明显减少; 厚度方向1/4处的多边形铁素体逐渐减少, 粒状贝氏体增加, 并得到一定程度的细化; 厚度方向1/2处的多边形铁素体逐渐减少, 珠光体消失, 粒状贝氏体和针状铁素体数量逐渐增加, 晶粒越来越细小.终冷温度为480 ℃时, 实验钢厚度方向1/8处的显微组织为板条贝氏体和少量的粒状贝氏体, 1/4处的显微组织为粒状贝氏体和少量针状铁素体, 1/2处的显微组织为针状铁素体和少量粒状贝氏体.自然空冷条件下实验钢的显微组织主要为铁素体和珠光体.0#, 1#, 2#, 3#工艺下的显微组织如图 2所示.
|
图 2 实验钢厚度方向显微组织 Fig.2 Microstructure in thickness direction of tested steel (a)—1/8；(b)—1/4；(c)—1/2. |
对不同终冷温度下的实验钢进行力学性能测试发现, 空冷条件下的实验钢综合力学性能最低, 终冷温度为480 ℃、返热温度为554 ℃的3#工艺强韧性结合最好, 相对于相同终轧温度但采取自然空冷的0#工艺来说, 实验钢的屈服强度提高了101 MPa, 抗拉强度提高了92 MPa, 横向冲击韧性提高了26 J, 纵向冲击韧性降低了5 J, 延伸率降低了6 %.随着终冷温度的降低, 强度和低温冲击韧性都得到了不同程度的提升.具体力学性能如表 3所示.
|
|
表 3 不同终冷温度下SM490YB实验钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of SM490YB tested steel at different final cooling temperatures |
4#工艺的冷却速率为20 ℃/s, 5#工艺的冷却速率为60 ℃/s时, 实验钢厚度方向显微组织见图 3.与冷却速率为45 ℃/s的2#工艺对比发现, 冷却速率的提高对组织均匀化和晶粒细化有很大的促进作用.随着冷却速率的增加, 实验钢厚度方向1/8处的显微组织中板条贝氏体含量增加, 粒状贝氏体含量减少; 1/2处的铁素体含量减少, 粒状贝氏体和针状铁素体含量增加.冷却速率为45 ℃/s时表层与中心层的晶粒尺寸差别比冷却速率为20 ℃/s时明显减小, 这意味着增加冷却速率提高了厚度方向的组织均匀性.当冷却速率为20 ℃/s时, 厚度方向1/8处的显微组织主要有粒状贝氏体和少量的板条贝氏体；1/4处板条贝氏体基本消失, 多数为多边形铁素体、粒状贝氏体和少量的珠光体；1/2处的显微组织主要是多边形铁素体, 与1/4处相比, 粒状贝氏体含量减少, 珠光体含量增加.冷却速率为45 ℃/s的显微组织相比于20 ℃/s的组织, 贝氏体的转变量增加并得到了明显的细化.厚度方向1/8处主要以板条贝氏体为主, 1/4处以粒状贝氏体和针状铁素体为主, 1/2处以针状铁素体和少量的粒状贝氏体为主.当冷却速率为60 ℃/s时, 厚度方向1/4和1/2处以大量粒状贝氏体和针状铁素体为主, 粒状贝氏体较为粗大.
|
图 3 实验钢厚度方向显微组织 Fig.3 Microstructure in thickness direction of test steel (a)—1/8；(b)—1/4；(c)—1/2. |
不同冷却速率下实验钢的力学性能如表 4所示.从中可知, 冷速从20 ℃/s提高到45 ℃/s, 力学性能得到了很大的提升, 屈服强度提高了47 MPa, 抗拉强度提高了33 MPa, -40 ℃横向冲击功提高了52 J, 纵向冲击功提高了33 J, 延伸率仍然保持20 %.这说明冷却速率的提高有利于贝氏体含量增多、晶粒细化、厚度方向组织均匀性改善, 对于实验钢强韧性的结合起到了非常明显的促进作用.当冷却速率提高到60 ℃/s时, 实验钢的强度变化并不明显, 但韧性有所降低.因为对于轧后厚度为24 mm的钢材来说, 45 ℃/s的冷却速率已经足够大, 冷却速率的继续增加不会对强度的提升有明显的促进作用, 反而使有利于韧性提升的针状铁素体减少, 大量的粗大粒状贝氏体增多, 导致韧性降低.
|
|
表 4 不同冷却速率下SM490YB实验钢的力学性能 Table 4 Mechanical properties of SM490YB tested steels at different cooling rates |
1) 终冷温度是影响最终组织配比的关键因素, 随着终冷温度的降低, 实验钢厚度方向1/8处的板条贝氏体含量明显增多, 粒状贝氏体含量明显减少; 厚度方向1/4处的多边形铁素体逐渐减少, 粒状贝氏体增加, 并得到一定程度的细化; 厚度方向1/2处的多边形铁素体逐渐减少, 珠光体消失, 粒状贝氏体和针状铁素体逐渐增加.
2) 在不同终冷温度实验中, 终冷温度为480 ℃, 返热温度为554 ℃时, 力学性能达到最佳:屈服强度达到557 MPa, 抗拉强度达到651 MPa, -40 ℃横向冲击功达到211 J, 纵向冲击功达到225 J, 延伸率为19 %.
3) 冷却速率的提高使实验钢厚度方向表层的板条贝氏体含量逐渐增加, 中心层的贝氏体和针状铁素体含量逐渐增加; 冷却速率对于实验钢厚度方向的组织均匀性有明显的影响, 冷却速率越大, 实验钢厚度方向组织形态越接近.冷却速率的增加可以提高实验钢的强度, 但过快的冷却速率会损害材料的韧性.
| [1] |
中国海洋工程网.
"十二五"全球和中国海工产业分析[J]. 广东造船, 2016, 35(2): 78.
( China Offshore Engineering Network. "Twelve Five" global and China offshore industry analysis[J]. Guangdong Shipbuilding, 2016, 35(2): 78. DOI:10.3969/j.issn.2095-6622.2016.02.027 ) |
| [2] |
赵一臣, 于利峰, 张春晖, 等.
国产热轧H型钢的全球化营销思维初探[J]. 冶金标准化与质量, 2016(1): 42–43.
( Zhao Yi-chen, Yu Li-feng, Zhang Chun-hui, et al. The globalization of domestic hot-rolled H-beam marketing thinking[J]. Metallurgical Standards and Quality, 2016(1): 42–43. ) |
| [3] |
袁鹏举.海洋石油平台用H型钢研究与开发[D].沈阳: 东北大学, 2013: 9-10.
( Yuan Peng-ju.The research and development of H section steel used in offshore platform [D].Shenyang: Northeastern University, 2013: 9-10. http://cdmd.cnki.com.cn/Article/CDMD-10145-1016012246.htm ) |
| [4] |
杨才福, 苏航.
高性能船舶及海洋工程用钢的开发[J]. 钢铁, 2012, 47(12): 1–8.
( Yang Cai-fu, Su Hang. Research and development of high performance shipbuilding and marine engineering steel[J]. Iron and Steel, 2012, 47(12): 1–8. DOI:10.3969/j.issn.1673-1999.2012.12.002 ) |
| [5] |
程鼎, 杨俊.
高强度H型钢的研究与开发[J]. 中国冶金, 2008, 18(4): 39–42.
( Cheng Ding, Yang Jun. Development of high strength H-beam[J]. China Metallurgy, 2008, 18(4): 39–42. DOI:10.3969/j.issn.1006-9356.2008.04.009 ) |
| [6] |
吴保桥, 奚铁, 龚庆华, 等.Q460以上级热轧高强H型钢的生产和应用现状[C]//全国钢结构技术学术交流会.北京, 2013: 16-19.
( Wu Bao-qiao, Xi Tie, Gong Qing-hua, et al.The production and application status of Q460 high-strength and higher strength hot-rolled H-beam[C]//National Steel Structure Technology Conference.Beijing, 2013: 16-19. http://cpfd.cnki.com.cn/Article/CPFDTOTAL-GJIG201306001084.htm ) |
| [7] |
Shanmugam S, Ramisetti N K, Misra R D K, et al.
Effect of cooling rate on the microstructure and mechanical properties of Nb-microalloyed steels[J]. Materials Science & Engineering A, 2007, 460(1): 335–343.
|
| [8] |
Olasolo M, Uranga P, Rodriguez-Ibabe J M, et al.
Effect of austenite microstructure and cooling rate on transformation characteristics in a low carbon Nb-V microalloyed steel[J]. Materials Science & Engineering A, 2011, 528(6): 2559–2569.
|
| [9] |
Cota A B, Santos D B.
Microstructural characterization of bainitic steel submitted to torsion testing and interrupted accelerated cooling[J]. Materials Characterization, 2000, 44(3): 291–299.
DOI:10.1016/S1044-5803(99)00060-1 |